(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：０．７〜２．０％（質量％、以下同じ）を含有し、さらにＭｎ：０．５％以下（「以下」とは０％を含まず、以下同じ）、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｇ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｎ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有する圧延を施されたＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板であって、圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値（公称ひずみ１０％、２０％の２点で計算）が全て０．２０〜０．２８であり、且つ０°方向、４５°方向、９０°方向の全伸びがすべて４０％以上であることを特徴とする角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項２】
前記の組成を有する圧延を施されたＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板の圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値のうち最大値と最小値の差が０．０５以下であり、且つ０°方向、４５°方向、９０°方向の全伸びのうち最大値と最小値の差が１０％以下であることを特徴とする請求項１記載の角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項３】
Ｆｅ：０．７〜２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｇ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｎ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊を４８０〜６２０℃の温度で１ｈ以上の時間均質化処理し、ついで２００℃以上の温度で熱間圧延を行った後、３００〜４５０℃の温度で軟化処理を行うことを特徴とする角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
【請求項４】
Ｆｅ：０．７〜２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｇ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｎ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊を４８０〜６２０℃の温度で１ｈ以上の時間均質化処理し、ついで２００℃以上の温度で熱間圧延を行った後、０％を超え５５％以下の圧下率で冷間圧延し、３００〜４５０℃の温度で軟化処理を行うことを特徴とする角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
【請求項５】
Ｆｅ：０．７〜２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｇ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｎ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊を４８０〜６２０℃の温度で１ｈ以上の時間均質化処理し、ついで３００℃以上の温度で熱間圧延を行い、熱間圧延後の冷却過程で再結晶させることを特徴とする角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は角筒深絞成形に適したアルミニウム合金板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金板において、通常の深絞成形性の改善については多くの提案がなされているが、とくに角筒深絞成形性を改善するために必要な特性についてはよく知られていない。
【０００３】
発明者は、角筒状深絞成形を必要とするアルミニウム合金部材の成形に要求される材料特性について検討を行い、アルミニウム合金板の圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の３方向の全伸びが重要であることを見出した。
【０００４】
３方向の引張特性を改善し、向上した成形性を有するアルミニウム合金板として、Ｆｅ１．０〜２．０％およびその他の特定成分を含有するＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金からなり、製造工程を特定条件に制御した高成形性アルミニウム合金板が提案されている（特許文献1参照）が、このアルミニウム合金板を角筒深絞成形した場合、必ずしも十分な成形性をそなえていないことが認められた。
【特許文献１】特許第３７９１３３７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
発明者は、角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板を得るために、合金組成、材料特性について、さらに試験、検討を行った結果、３方向の全伸びのみでなく、３方向の加工硬化特性を制御することが重要であることを知見した。
【０００６】
本発明は、上記の知見に基づいてさらに試験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、角筒深絞成形性に優れたＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記の目的を達成するための請求項１による角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板は、Ｆｅ：０．７〜２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．５％以下（「以下」とは０％を含まず、以下同じ）、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｇ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｎ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有する圧延を施されたＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板であって、圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値（公称ひずみ１０％、２０％の２点で計算）が全て０．２０〜０．２８であり、且つ０°方向、４５°方向、９０°方向の全伸びがすべて４０％以上であることを特徴とする。以下の説明において、合金成分値は全て質量％として示す。
【０００８】
請求項２による角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板は、請求項1において、前記の組成を有する圧延を施されたＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板の圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値のうち最大値と最小値の差が０．０５以下であり、且つ０°方向、４５°方向、９０°方向の全伸びのうち最大値と最小値の差が１０％以下であることを特徴とする。
【０００９】
請求項３による角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Ｆｅ：０．７〜２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｇ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｎ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊を４８０〜６２０℃の温度で１ｈ以上の時間均質化処理し、ついで２００℃以上の温度で熱間圧延を行った後、３００〜４５０℃の温度で軟化処理を行うことを特徴とする。
【００１０】
請求項４による角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Ｆｅ：０．７〜２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｇ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｎ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊を４８０〜６２０℃の温度で１ｈ以上の時間均質化処理し、ついで２００℃以上の温度で熱間圧延を行った後、０％を超え５５％以下の圧下率で冷間圧延し、３００〜４５０℃の温度で軟化処理を行うことを特徴とする。
【００１１】
請求項５による角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Ｆｅ：０．７〜２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．５％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｇ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｎ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊を４８０〜６２０℃の温度で１ｈ以上の時間均質化処理し、ついで３００℃以上の温度で熱間圧延を行い、熱間圧延後の冷却過程で再結晶させることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、角筒深絞成形性に優れたＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板およびその製造方法を提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明の角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板は、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金であり、その好適な成分組成は以下のとおりである。なお、成分範囲において、「以下」とは０％を含まない。
【００１４】
Ｆｅ：Ａｌ−Ｆｅ系化合物を形成して、後述する加工硬化指数ｎ値および全伸びを最適化するために重要な元素である。Ｆｅの好ましい含有量は０．７〜２．０％の範囲であり、０．７％未満では全伸び低くなり、またはｎ値が高くなって、角筒深絞成形性が劣化する。また、２．０％を超えて含有すると、ｎ値が低くなり、角筒深絞成形性が劣化する。
【００１５】
Ｍｎ：強度を高めるよう機能する。Ｍｎの好ましい含有量は０．５％以下の範囲であり、上限を超えると全伸び低くなり、またはｎ値が低くなって、角筒深絞成形性が劣化する。
【００１６】
Ｓｉ：不純物としてのＳｉは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成して、全伸びを低下させる。Ｓｉの好ましい含有量は０．３％以下の範囲であり、上限を超えると全伸び低くなり、角筒深絞成形性が劣化する。
【００１７】
Ｍｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ：強度を高めるよう機能する。好ましい含有量は、Ｍｇ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｎ：０．１％以下の範囲であり、それぞれ上限を超えると全伸び低くなり、角筒深絞成形性が劣化する。
【００１８】
Ｔｉ：鋳造組織を微細化し、鋳造割れを防止するよう機能する。Ｔｉの好ましい含有量は０．１％以下の範囲であり、上限を超えると、全伸び低くなり、角筒深絞成形性が劣化する。
【００１９】
本発明は、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板における加工硬化指数ｎ値と角筒深絞成形性の相関を見出したことに基づいてなされたものであり、ｎ値は、公称ひずみｅａのときの荷重Ｐａと公称ひずみｅｂのときの荷重Ｐｂから次式により計算される。
ｎ＝〔ｌｎ{Ｐａ・（１＋ｅａ）}−ｌｎ{Ｐｂ・（１＋ｅｂ）}〕／〔ｌｎ{ｌｎ（１＋ｅａ）}−ｌｎ{ｌｎ（１＋ｅｂ）}〕
【００２０】
アルミニウム合金のｎ値は一定の値を取らず、変形量（ひずみ量）によって変化することが知られている。試験、検討を行った結果、角筒深絞成形において、パンチコーナー肩部での破断（α破断）を改善するためには、全伸びおよびｎ値を面内異方性が少ない状態で高くする必要があり、一方、フランジ部での破断（直辺部とコーナー部の流入差によるせん断破断）を改善するためにはｎ値を面内異方性が少ない状態で低くする必要があることが見出された。
【００２１】
上記の成形性を満足させるためには、ｎ値の測定条件として公称ひずみ１０％、２０％の２点で計算した場合、本発明の角筒深絞成形性に優れるアルミニウム合金板においては、圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向のｎ値がすべて０．２０〜０．２８の範囲にあり、また、圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向のｎ値のうち最大値と最小値の差が０．０５以下であることが望ましい。ｎ値は、ＪＩＳ５号引張試験片（標点間距離５０ｍｍ）を用いる引張試験を行うことにより測定される。
【００２２】
本発明はまた、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板における全伸びと角筒深絞成形性の相関を見出した結果としてなされたものである。角筒深絞成形性を改善するためには、圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の全伸びがすべて４０％以上であり、また、圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の全伸びのうち最大値と最小値の差が１０％以下であることが望ましい。全伸びは、ＪＩＳ５号引張試験片（標点間距離５０ｍｍ）を用いる引張試験を行い、突合せ法により測定される。
【００２３】
上記のｎ値および全伸びを得るための製造方法について説明すると、前記の組成を有するアルミニウム合金を溶解、例えば半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊を４８０〜６２０℃の温度域で１ｈ以上の時間均質化処理し、ついで、２００℃以上の温度で熱間圧延を行った後、３００℃〜４５０℃の温度で軟化処理する工程により製造される。
【００２４】
鋳塊を４８０℃〜６２０℃の温度域で１ｈ以上の時間均質化処理し、ついで、２００℃以上の温度で熱間圧延を行った後、０％を超え５５％以下の圧下率で冷間圧延し、３００℃〜４５０℃の温度で軟化処理する工程、もしくは、鋳塊を４８０℃〜６２０℃の温度域で１ｈ以上の時間均質化処理し、ついで、３００℃以上の温度で熱間圧延を行い、熱間圧延後の冷却過程で再結晶させる工程で製造してもよい。再結晶とは、完全に再結晶組織とする必要ななく、前記のｎ値および全伸びが得られるように実質的に再結晶していればよい。
【００２５】
均質化処理：ｎ値および全伸びを最適化するために必要な工程である。好ましい処理温度および時間は４８０℃〜６２０℃で１ｈ以上の範囲であり、温度が４８０℃未満および時間が１ｈ未満では、ｎ値が低くなり、または全伸びが低くなって、角筒深絞成形性が劣化する。温度が６２０℃を超えると、ｎ値が高くなり、角筒深絞成形性が劣化する。
【００２６】
熱間圧延：熱間圧延後に軟化処理を行う場合には、圧延可能な温度範囲で熱間圧延を行えばよい。２００℃以上の温度で熱間圧延を開始し、終了するのが好ましい。２００℃未満では圧延荷重が高くなり、熱間圧延が難しくなる。熱間圧延後に軟化処理を行わない場合には、熱間圧延後の冷却過程で十分に再結晶が完了する温度で熱間圧延を行う。好ましくは３００℃以上の温度で熱間圧延を開始、終了する。３００℃未満で熱間圧延を行った場合には、熱間圧延後の冷却過程で十分には再結晶が完了せず、全伸びが低くなり、角筒深絞成形性が劣化する。
【００２７】
冷間圧延：熱間圧延後に冷間圧延を行う場合には、ｎ値および全伸びを最適化するために冷間圧延時の圧下率を最適にすることが必要であり、０％を超え５５％以下の圧下率で冷間圧延時を行うのが好ましい。冷間圧延時の圧下率が５５％を超えると、ｎ値もしくは全伸びの面内異方性が大きくなる、すなわち、圧延方向に対して、０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値のうち最大値と最小値の差が０．０５を超え、もしくは０°方向、４５°方向、９０°方向の全伸びのうち最大値と最小値の差が１０％を超えるため、角筒深絞成形性が劣化する。
【００２８】
軟化処理：熱間圧延後、もしくは冷間圧延後に軟化処理を行う場合には、前記特定のｎ値および全伸びを得るために、軟化処理温度を最適にすることが必要であり、３００℃〜４５０℃の温度で軟化処理を行うのが好ましい。温度が３００℃未満では十分には再結晶が完了せず、全伸びが低くなって、角筒深絞成形性が劣化する。温度が４５０℃を超えると、ｎ値が高くなり、角筒深絞成形性が劣化する。
【実施例】
【００２９】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されない。
【００３０】
実施例１、比較例１
表１に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ａ〜Ｇ）をＤＣ鋳造により造塊し、表２に示す条件で均質化処理、熱間圧延（４ｍｍ厚）、冷間圧延（２ｍｍ厚）、軟化処理を行った。軟化処理後のアルミニウム合金板を試験材として、以下の方法で引張特性（ｎ値および全伸び）、角筒深絞成形性を評価した。結果を表３に示す。なお、表１および表２において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００３１】
引張特性（ｎ値および全伸び）の評価：ＪＩＳ５号試験片を用いて、引張試験を行って、前記の方法でｎ値および全伸びを測定し、評価した。
【００３２】
角筒深絞成形性の評価：つぎに示す成形条件にて成形試験を行い、成形深さ１５ｍｍ以上を合格として、合否判断を行った。
成形用パンチの寸法：４０ｍｍ角（肩Ｒが５ｍｍ、角Ｒが５ｍｍ）
ダイの寸法：５０ｍｍ角（肩Ｒが５ｍｍ、角Ｒが５ｍｍ）
しわ押え荷重：１０ｋＮ
成形速度：２ｍｍ／ｓ
ブランクの寸法：１１０ｍｍ径
潤滑剤：高粘度潤滑油（４０℃で１２５０ｃＳｔ）
【００３３】
【表１】
0005291956.tif 000002
【００３４】
【表２】
0005291956.tif 000003
【００３５】
【表３】
0005291956.tif 000004
【００３６】
表３にみられるように、本発明に従う試験材１〜４はいずれも、ｎ値および全伸びが本発明の条件を満たしており、優れた角筒深絞成形性をそなえている。
【００３７】
これに対して、表３に示すように、試験材５〜８は、成分組成が本発明の条件を外れているため、ｎ値もしくは全伸びが低くなり、角筒深絞成形性が劣化している。試験材９〜１４は、製造条件が本発明の条件を外れているため、ｎ値もしくは全伸びが低くなり、またはｎ値もしくは全伸びの面内異方性が大きくなり、角筒深絞成形性が劣化している。